王利卿，趙少陽，談 萍，殷京甌，李增峰，沈 壘

(西北有色金屬研究院 金屬多孔材料國家重點(diǎn)實驗室，陜西 西安 710016)

1 前 言

球形鈦合金粉末具有良好的流動性，是3D打印鈦合金產(chǎn)品的基礎(chǔ)原材料[1]。目前氣霧化制粉工藝是制備球形鈦合金粉末最成熟、最廣泛的技術(shù)。經(jīng)過幾十年的發(fā)展，氣霧化制粉技術(shù)已經(jīng)在粉末粒徑控制、雜質(zhì)元素含量控制、粉末缺陷控制以及制粉裝備、工藝研發(fā)等方面取得了顯著進(jìn)步，形成了電極感應(yīng)熔化氣霧化(electrode induction-melting gas atomization，EIGA)、冷坩堝感應(yīng)熔化氣霧化(vacuum induction-melting gas atomization-cold-wall crucible，VIGA-CC)等技術(shù)，有力地支持著3D打印技術(shù)的發(fā)展[2-4]。

氣霧化制粉過程包含合金熔化、液流破碎、熔滴球化、熔滴凝固和熔滴(或粉末)飛行5個過程，如圖1所示。由于鈦合金粉末的形成過程是在封閉空間中且在極短時間內(nèi)完成，整個過程伴隨著高溫和高速飛行，因此很難實現(xiàn)可視化研究。仿真模擬為重現(xiàn)制粉過程提供可能，研究人員通過仿真模擬對氣流速率分布、液流破碎與液滴形貌演變規(guī)律等開展了大量研究工作，對熔滴破碎過程與粉末粒徑分布規(guī)律及其影響因素等有了更深入的認(rèn)識[5-7]。上述研究重點(diǎn)關(guān)注氣流與液流之間的相互作用規(guī)律，通常假設(shè)破碎過程中液流溫度保持不變，而實際上當(dāng)液流離開熱源后，其溫度即開始降低，特別是在氣液兩相相互作用過程中，氣流的強(qiáng)制冷卻會加速金屬液流或熔滴的凝固過程。

圖1 氣霧化過程示意圖Fig.1 Schematic diagram of gas atomization

熔滴凝固是氣霧化制粉過程中非常重要的環(huán)節(jié)。首先，制備球形粉末必須要滿足的條件是熔滴凝固時間要大于球化時間。其次，凝固過程決定了粉末的微觀組織特征，包括合金元素分布、物相組成、晶粒形貌等。所以，研究熔滴凝固過程對理解和調(diào)控粉末形貌、微觀組織特征具有重要的意義。

Yang等[8]利用牛頓(Newtonian)傳熱模型，對Ti-48Al(原子百分?jǐn)?shù))合金熔滴的傳熱、形核、凝固過程進(jìn)行了分析，并結(jié)合粉末微觀組織進(jìn)行驗證。結(jié)果表明，粉末微觀組織與其粒徑大小直接相關(guān)，隨著粉末粒徑的增加，初始形核數(shù)量增加，同時粉末微觀組織由胞狀晶組織向枝晶組織轉(zhuǎn)變。但文獻(xiàn)中并未對氣流速率和熔滴散熱過程給予關(guān)注，氣流速率或者氣液速率之差對傳熱過程具有決定性影響，而氣流速率由霧化器結(jié)構(gòu)、參數(shù)決定，因此本文擬采用Fluent軟件模擬計算霧化器形成的氣流速率分布狀態(tài)，以此為基礎(chǔ)模擬鈦合金熔滴在氣流中的傳熱特性，得出熔滴直徑、氣流速率對熔滴冷卻速率、凝固過程的影響規(guī)律。

2 模擬方法與過程

2.1 霧化氣流速率分布

氣霧化過程中，霧化氣體以一定壓力進(jìn)入霧化器，經(jīng)過壓縮、膨脹過程，氣流速率提高。經(jīng)過測繪得到霧化器的幾何模型，由于霧化器、霧化室均具有旋轉(zhuǎn)對稱性，為提高計算效率，將霧化器幾何模型簡化為二維軸對稱模型，幾何模型與邊界條件如圖2a所示。網(wǎng)格劃分采用四邊形網(wǎng)格，氣體噴管內(nèi)網(wǎng)格劃分尺寸為0.5 mm，其他區(qū)域網(wǎng)格劃分尺寸為1 mm，最終網(wǎng)格總數(shù)為23 419(如圖2b和2c所示)。將霧化器模型及網(wǎng)格導(dǎo)入Fluent軟件，選用標(biāo)準(zhǔn)k-ε湍流模型，忽略重力作用，利用穩(wěn)態(tài)求解計算不同壓力下氣流速率的分布狀態(tài)，計算迭代次數(shù)為1000次。霧化氣體為高純氬氣(Ar)，其熱物理性能如表1所示，設(shè)置霧化氣體溫度為300 K，霧化壓力分別為2，4，6，8和10 MPa。

圖2 霧化器模型圖及其網(wǎng)格劃分：(a)霧化器幾何模型圖與邊界條件，(b)計算區(qū)域網(wǎng)格劃分，(c)噴管區(qū)域網(wǎng)格劃分細(xì)節(jié)Fig.2 Model diagram of the atomizer and its mesh grid: (a) model diagram and boundary condition of the atomizer, (b) mesh grid of the computation domain, (c) details of the mesh grid at nozzle

表1 霧化氣體Ar的熱物理性能

2.2 鈦合金液滴凝固過程

液流在高速氣流作用下破碎得到細(xì)小鈦合金熔滴，熔滴在氣流強(qiáng)制冷卻作用下快速凝固，同時在氣流帶動下快速飛行。針對熔滴快速凝固過程，選取霧化室狹小空間內(nèi)不同粒徑的鈦合金熔滴為研究對象，模擬其在氣流中溫度、固液相分布等變化規(guī)律，其幾何模型與邊界條件如圖3a所示。網(wǎng)格劃分同樣采用四邊形網(wǎng)格，鈦合金熔滴內(nèi)網(wǎng)格劃分尺寸為0.0002 mm，其他區(qū)域網(wǎng)格劃分尺寸為0.001 mm，最終網(wǎng)格總數(shù)為42 146(如圖3b和3c所示)。將霧化器模型及網(wǎng)格導(dǎo)入Fluent軟件，選用標(biāo)準(zhǔn)k-ε湍流模型、熔化/凝固模型(solidification/ melting model)，設(shè)置Y軸方向重力加速度為-9.8 m·s-2。采用瞬態(tài)求解，選擇壓力速度耦合算法(pressure implicit with splitting of operators，PISO)計算熔滴溫度變化與凝固過程。時間步長為0.2 ms，每步計算迭代20次，共計算100個時間步(即20 ms)。

圖3 鈦合金熔滴凝固模型圖及其網(wǎng)格劃分：(a)計算區(qū)域模型圖與邊界條件，(b)計算區(qū)域網(wǎng)格劃分，(c)界面處網(wǎng)格劃分細(xì)節(jié)Fig.3 Model diagram of the solidification process of titanium alloy droplet and its mesh grid: (a) model diagram and boundary condition of the computation domain, (b) mesh grid of the computation domain, (c) details of mesh grid at the interface

設(shè)置氬氣為基礎(chǔ)相，Ti-6Al-4V合金熔滴為第二相。對整個計算區(qū)域初始化，霧化氣體為高純氬氣且溫度為300 K，設(shè)置計算區(qū)域鈦合金熔滴體積分?jǐn)?shù)為1、溫度為300 K，計算氣流場分布；待氣流場穩(wěn)定后導(dǎo)入(Patch)溫度為2000 K的鈦合金熔滴，通過對Ti-6Al-4V合金熔滴的熱物理性能進(jìn)行簡化(如表2所示)，計算熔滴凝固過程。利用上述方法分別計算氣流速率為32，150和300 m·s-1條件下、直徑為45，100，250 μm熔滴的凝固過程。

表2 Ti-6Al-4V合金熔滴在不同溫度下的熱物理性能[9-12]

3 結(jié)果與討論

3.1 霧化氣流速率分布模擬結(jié)果

氣霧化制粉過程中，霧化氣體對鈦合金液流或液滴起到強(qiáng)制冷卻的作用，霧化氣流速率對粉末微觀組織具有決定性作用。由于霧化氣體是經(jīng)過霧化器之后噴射到鈦合金熔體中，所以本文基于霧化器結(jié)構(gòu)開展霧化氣流速率模擬，得到不同霧化壓力下霧化氣流速率分布結(jié)果，如圖4所示。由圖可見，霧化氣體在噴嘴口處速率最大，離開噴嘴后氣流速率開始衰減，在噴嘴下方兩側(cè)氣流發(fā)生匯聚，在氣流匯聚區(qū)域上方形成回流區(qū)。

圖4 不同霧化壓力下氣流經(jīng)過霧化器后的速率分布：(a)2 MPa，(b)4 MPa，(c)6 MPa，(d)8 MPa，(e)10 MPaFig.4 Distribution of the gas velocity formed by the atomizer with different atomization pressure: (a) 2 MPa, (b) 4 MPa, (c) 6 MPa, (d) 8 MPa, (e) 10 MPa

圖5所示為不同霧化壓力時氣流速率沿中心軸線(即圖2a中Y軸)的變化規(guī)律。首先，在不同霧化壓力下，回流區(qū)內(nèi)氣流速率先增加后減小，氣流速率減小到0所對應(yīng)的位置稱為滯點(diǎn)；越過滯點(diǎn)后進(jìn)入氣流匯聚區(qū)域，氣流速率再次增大，之后逐漸減小并趨于穩(wěn)定。隨著霧化壓力增大，回流區(qū)起始位置基本相同；而回流區(qū)內(nèi)最大氣流速率先增大后減小且對應(yīng)位置略有下移，最大速率維持在100～130 m·s-1。滯點(diǎn)位置同樣隨霧化壓力增大而向下移動。在氣流匯聚區(qū)域內(nèi)，最大氣流速率隨著霧化壓力增加而增大，維持在190～290 m·s-1之間?？傊?，該霧化器噴射氣流的速率維持在0～300 m·s-1范圍內(nèi)。

圖5 不同霧化壓力下中心軸線(圖2a中Y軸方向)上氣流速率變化規(guī)律Fig.5 Gas velocity distribution along the central axis (Y-axis in Fig.2a) under different atomization pressure

3.2 液滴凝固過程模擬結(jié)果

鈦合金熔滴的凝固過程決定了最終粉末的微觀組織，而氣流速率、熔滴尺寸均會影響凝固過程。由于鈦合金熔體在氣流場內(nèi)被沖擊破碎形成液滴，液滴在氣流帶動下獲得一定速率飛行同時冷卻凝固，液滴飛行速率與氣流速率的差值一直處于變化狀態(tài)[13, 14]，這導(dǎo)致二者換熱狀態(tài)并非恒定不變。為揭示氣流強(qiáng)制冷卻作用下鈦合金液滴的凝固過程，簡化了液滴與氣流的狀態(tài)，即假設(shè)鈦合金液滴靜止不動，在恒定氣流速率環(huán)境中冷卻凝固。本文僅考慮氣流與熔滴之間的傳熱過程導(dǎo)致的熔滴溫度與固液相分布的變化，忽略熔滴凝固過程中形核、再輝與鈦合金固態(tài)相變過程。結(jié)合3.1節(jié)中氣流速率模擬結(jié)果，選擇氣流速率分別為32，150和300 m·s-1。

圖6所示為Φ100 μm鈦合金熔滴在氣流速率為150 m·s-1的情況下，冷卻過程中溫度分布與固液相分布隨時間的動態(tài)演變過程。當(dāng)氣流場穩(wěn)定后，Patch鈦合金熔滴的溫度為2000 K，此時t=0 ms。當(dāng)t=0.4 ms時，熔滴表面氣體溫度迅速上升至約1300 K，在熔滴背風(fēng)側(cè)氣體溫度升高并形成溫度梯度，熔滴迎風(fēng)側(cè)氣體溫度恒定在300 K，同時熔滴周圍形成穩(wěn)定的熱邊界層；此時，熔滴整體溫度仍處于液相線溫度以上，所以熔滴內(nèi)仍全部為液相。隨著時間延長至t=3.6 ms與t=6.6 ms，熔滴表面的熱邊界層始終保持穩(wěn)定，熔滴周圍氣流溫度分布也保持穩(wěn)定，但是熔滴的溫度由最初的2000 K分別減小到1910 K和1880 K。相應(yīng)地，固相體積分?jǐn)?shù)隨溫度減小而增加，熔滴表面最先凝固，表層固相體積分?jǐn)?shù)始終高于內(nèi)部；此外，熔滴迎風(fēng)側(cè)固相體積分?jǐn)?shù)也始終高于背風(fēng)側(cè)，當(dāng)t=6.6 ms時僅熔滴中心偏下部保留少量液相。當(dāng)t=12 ms時，熔滴溫度降低到約1400 K，此時熔滴周圍氣體溫度分布規(guī)律仍與之前保持一致，僅溫度梯度略有減小，熔滴全部轉(zhuǎn)變?yōu)楣滔唷Ｈ鄣文踢^程中溫度分布與固液相分布說明，高速氣流使熔滴表面迅速形成穩(wěn)定的熱邊界層，使Ti-6Al-4V合金熔滴(Φ100 μm)由表面向心部逐漸凝固，并在6.6 ms內(nèi)完全凝固；由于在熔滴迎風(fēng)側(cè)與背風(fēng)側(cè)引起傳熱的不均勻性，導(dǎo)致熔滴最終凝固的區(qū)域處于中心偏下部位。在鈦合金熔滴整個凝固過程中，熔滴內(nèi)部并未形成明顯的溫度梯度，這與文獻(xiàn)[15, 16]中分析結(jié)果一致。

圖6 氣流速率為150 m·s-1時，Φ100 μm鈦合金熔滴溫度分布(a)和固液相分布(b)隨時間的變化規(guī)律Fig.6 The temperature distribution (a) and solid-liquid phase distribution (b) at different time of titanium alloy droplet with diameter of 100 μm under the condition of gas velocity of 150 m·s-1

圖7給出了不同粒徑鈦合金熔滴在不同氣流速率下的溫度變化過程。熔滴溫度變化主要包括液相冷卻、凝固、固相冷卻3個階段。根據(jù)凝固階段溫度與時間變化規(guī)律計算出熔滴的凝固速率如表3所示，可以看出，鈦合金熔滴凝固速率維持在103～104K·s-1之間，隨著氣流速率增大，熔滴的凝固時間縮短、凝固速率增大，在同一直徑下，300 m·s-1氣流速率時的熔滴凝固速率約是氣流流速為32 m·s-1時的2倍；隨著熔滴粒徑減小，熔滴的凝固時間縮短、凝固速率增大，在氣流速率相同時，Φ45 μm鈦合金熔滴凝固速率大約是Φ250 μm熔滴的10倍。

表3 不同粒徑、不同氣流速率下鈦合金熔滴的凝固速率

圖8所示為不同粒徑鈦合金粉末的微觀組織，由圖可知粉末內(nèi)部凝固得到的β-Ti均為等軸狀晶粒，并未觀察到明顯的柱狀晶或枝晶組織。這說明凝固過程中熔滴內(nèi)部并沒有明顯的溫度梯度，與模擬結(jié)果一致；同時，模擬結(jié)果顯示直徑小于100 μm的熔滴的凝固速率大于1×104K·s-1，快速凝固過程抑制合金元素擴(kuò)散，使熔滴成分過冷的作用非常有限，這也是其形成等軸晶的原因之一。此外，隨著凝固速率逐漸增加，粉末顆粒中β-Ti晶粒顯著細(xì)化，由20 μm減小到大約2 μm以下，遠(yuǎn)小于傳統(tǒng)的鑄造合金[17]，這也證實了隨著粒徑的減小熔滴凝固速率增加的規(guī)律。

圖8 不同粒徑的氣霧化鈦合金粉末的截面微觀組織：(a)74～104 μm，(b)45～74 μm，(c)小于45 μmFig.8 The cross-section microstructure of gas-atomized titanium alloy powders with different particle sizes: (a) 74～104 μm, (b) 45～74 μm, (c) less than 45 μm

由上述結(jié)果可知，粒徑小于100 μm的鈦合金熔滴表面開始凝固的時間約為0.5 ms，完全凝固的時間在10 ms以內(nèi)。那么，氣霧化制粉過程中，液流破碎、熔滴球化的時間最好控制在0.5 ms以內(nèi)才能夠獲得球形粉末。增加霧化氣體動能，提高破碎效率，使熔滴在表面凝固之前盡可能細(xì)化，仍是氣霧化制粉技術(shù)今后的主要發(fā)展方向之一。

4 結(jié) 論

(1)針對本文使用的霧化器，隨著霧化氣體壓力增加，氣流匯聚的中心軸線上最大氣流速率由190增加到290 m·s-1，回流區(qū)最大氣流速率略有增加，同時回流區(qū)位置下移。

(2)高速氣流強(qiáng)制冷卻作用下，鈦合金熔滴凝固速率維持在1×103～3×104K·s-1之間。隨著熔滴粒徑減小或者氣流速率增加，熔滴凝固速率逐漸增加，熔滴粒徑細(xì)化至100 μm以下時完全凝固僅需10 ms。

(3)高速氣流強(qiáng)制冷卻作用下，熔滴凝固是從表面向心部逐漸進(jìn)行，背風(fēng)側(cè)與迎風(fēng)側(cè)熔滴表面?zhèn)鳠岵痪鶆?，造成熔滴?nèi)部出現(xiàn)不均勻凝固過程。